Praca wykazała, że mechanizm i kinetyka wydzielania w miedzi tytanowej typu CuTi4, jest bardzo złożona zarówno w zakresie starzenia po przesycaniu (wariant I), jak też starzenia po uprzednim odkształceniu plastycznym na zimno (wariant II). W wariancie II nakładają się na siebie procesy wydzielania i rekrystalizacji, z których niektóre maja synergetyczny wpływ na końcową strukturę i własności stopów.
W wyniku badań stwierdzono, że podczas przesycania tytan nie rozpuszcza się równomiernie w roztworze stałym na osnowie miedzi, czego konsekwencją jest nierównomierne odkształcanie podczas walcowania co w efekcie prowadzi do powstania pasm odkształcenia (rys. 12). Powoduje to, że podczas starzenia stopu w pierwszej kolejności zachodzi proces rekrystalizacji a dopiero później wydzielanie drugiej fazy E’-Cu4Ti (rys. 18, 19). Stwierdzono, że faza E’-Cu4Ti jest metastabilna i odpowiada za efekt utwardzania wydzieleniowego. Wydziela się po obróbce plastycznej i starzeniu po czasie 60 - 120 minut w porównaniu do stopu, który poddany był jedynie starzeniu (po 15 i 30 minutach). Wskazuje to, że w stopie walcowanym na zimno w pierwszej fazie starzenia procesem dominującym jest zdrowienie i rekrystalizacja, natomiast w stopie bez walcowania wydzielanie fazy E’-Cu4Ti.
Przedłużenie czasu starzenia w obu wariantach obróbki powoduje rozpuszczenie się cząstek fazy E’-Cu4Ti.
Najbardziej korzystną mikrostrukturę (dla obu wariantów obróbki), która determinuje stabilne własności stopu uzyskuje się po starzeniu w temperaturze 450°C w czasie 120-240 minut dla stopu bez walcowania na zimno i w czasie 60-120 minut dla stopu walcowanego.
Związane to jest z przebiegającym znacznie wolniej procesem rekrystalizacji w porównaniu do procesu wydzielania.
Stwierdzono, że wraz ze wzrostem czasu starzenia stopu CuTi4 obrobionego wg wariantu II zmniejsza się udział granic wąskokątowych z zakresu 2-15q natomiast wzrasta udział granic szerokokątowych z zakresu 15÷180° który (tabl. 4-6). Zmniejszenie udziału granic wąskokątowych świadczy o dominującym procesie zdrowienia poprzedzającym rekrystalizację a także może świadczyć o nukleacji nowych ziarn co jest przyczyną na zachodzącego intensywnie procesu rekrystalizacji. Wzrost udziału granic szerokokątowych (rys. 28) zestawiony ze wzrostem twardości w początkowej fazie starzenia świadczy niezbicie
o zachodzącym wydzielaniu się fazy E’-Cu4Ti. Ponieważ ściśle określony kierunek ruchu granicy ziarn (w kierunku środka jej krzywizny) sprawia, że rozrost ziarn jest selektywny, więc rozrastają się ziarna o liczbie boków większej od sześciu a zanikają ziarna o liczbie boków mniejszej od sześciu. Najintensywniejsze zmniejszenie udziału wąskokątowych granic ziarn w stosunku do stanu przesyconego i walcowanego na zimno następuje w ciągu pierwszej godziny starzenia (40%) a później jest on już znacznie mniejszy (4%).
Z wykonanych badań wynika, że zachodzące podczas obróbki cieplnej oraz cieplno-plastycznej (wariant I oraz II) zmiany struktury nie pozwalają na oddzielenie procesu zdrowienia od rekrystalizacji [146]. Proces rekrystalizacji zachodzi bez przemieszczania granic ziarn w zakresie dużego kąta, natomiast proces starzenia zachodzi w wyższej temperaturze (550 i 600°C) w czasie 420 minut, gdzie dominującym mechanizmem jest rozrost ziaren i zerwanie koherencji z osnową.
W pracy wykazano, że zastosowanie odkształcenia plastycznego po przesycaniu z następującym starzeniem sprzyja procesowi wydzielania cząstek fazy E’-Cu4Ti (rys. 44).
Przedstawione wyniki badań stopu obrobionego wg wariantu II wskazują istotny wpływ parametrów obróbki na mikrostrukturę i własności stopu. W szczególności mikrostruktura stopów walcowanych na zimno i starzonych w temp. 550°C przez 1 minutę jest bogata w pasma bliźniaków odkształcenia (rys. 45). Stwierdzono, że występuje przemiana spinodalna, której efektem są obszary wydzielenia ciągłego i nieciągłego (rys. 43). Stwierdzono, że za efekt umocnienia stopu odpowiada faza E’-Cu4Ti (rys. 46). Jej obecność potwierdzono w stopie walcowanym na zimno po przesycaniu i po starzeniu (wariant II) po 1 mincie w temperaturze 550°C. W stopach CuTi odkształconych na zimno wydzielanie nieciągłe podczas starzenia przebiega tylko dla stopu o określonej zawartości tytanu. Wydzielanie to następuje po przemianie ciągłej. Skutkiem tego jest między innymi większa liczba obszarów takich jak pasma odkształceń i granice podziarn w stopie walcowanym (rys. 41), w których inicjowane jest zarodkowanie. Ponieważ tekstura ziarn sprzyja ukierunkowaniu pasm przemiany nieciągłej umożliwia to uzyskanie stopów CuTi o ukierunkowanej strukturze włóknistej [31]. Jednak w stopach odkształconych plastycznie na zimno, szczególnie z dużym stopniem gniotu w mikrostrukturze występują pasma wolne od odkształceń, które mogą być przyczyną lokalnego obniżenia własności wytrzymałościowych lub użytkowych (rys. 68-70).
Skutkuje to spadkiem odporności na zużycie trybologiczne w porównaniu ze stopami nieodkształconymi plastycznie na zimno.
Wykonana analiza struktury stopu pozwoliła na wykazanie wzrostu rozdrobnienia struktury wraz z wydłużeniem czasu starzenia stopu walcowanego na zimno po przesycaniu.
Walcowanie na zimno przesyconego roztworu stałego wpływa istotnie na wartość twardości (rys. 8, 9) i konduktywności elektrycznej (rys. 51). W przypadku odporności na zużycie trybologiczne zastosowanie odkształcenia plastycznego na zimno (wariant II) powoduje jej obniżenie (rys. 68-70). Stwierdzono, że odporność na ścieranie stopu CuTi4 obrobionego wg wariantu II jest niższa niż stopu obrobionego wg wariantu I (rys. 68-77). Jednak stopy odkształcone charakteryzują się wyższymi i stabilniejszymi własnościami (konduktywność elektryczna, twardość) w badanym zakresie czasu starzenia.
Procesy zarodkowania, wzrostu wydzieleń do wielkości krytycznej jak również dalszy wzrost i ich różną energię aktywacji w stopie CuTi4, kinetyki wydzielania nie można opisać prostymi zależnościami. Stwierdzono, że w tym celu najbardziej użyteczną pozostaje zależność KJMA (3).
Stwierdzono, że proces umocnienia wydzieleniowego wpływa na zwiększenie konduktywności elektrycznej stopu po starzeniu (9 MS/m po starzeniu w temp. 550/420min) w porównaniu do stanu po przesycaniu (2 MS/m). Wprowadzenie dodatkowej obróbki plastycznej między przesycaniem a starzeniem powoduje zwiększenie rozdrobnienia ziaren, które nieznacznie wpływa na konduktywność elektryczną (11 MS/m po starzeniu w temp.
550/420min). Dlatego połączenie tych dwóch procesów (umocnienie wydzieleniowe względnie dyspersyjne oraz odkształceniowe) następujących po sobie jest korzystne i zapewnia otrzymanie stopów miedzi charakteryzujących się wyższą konduktywnością elektryczną i lepszymi własnościami mechanicznymi (maksymalny wzrost twardości o 230% po obróbce wg wariantu I a o 250% wg wariantu II). Ponadto przebiegający proces zdrowienia w odkształconym na zimno stopie miedzi umożliwia zwiększenie konduktywności elektrycznej.
Aplikacyjnym wynikiem badań było opracowanie diagramów CTP oraz COP w zależności od wariantu obróbki miedzi stopowej dla różnego stężenia Ti. Opracowany diagram CTP może być stosowany do opisania kinetyki przemiany stopu CuTi (rys. 52) zarówno w wariancie obróbki z odkształceniem plastycznym i obróbką cieplną jak i w wariancie klasycznej obróbki cieplnej bez obróbki plastycznej. Z diagramu wynika, że kinetyka przemiany w stopie CuTi4 w konsekwencji odkształcenia przesyconego roztworu stałego zmienia się zasadniczo w stosunku do kinetyki klasycznej obróbki cieplnej. Opracowano szczegółowe diagramy CTP
dla stopu CuTi4 obrobionego w obu wariantach obróbki oraz diagramy COP (Czas - Odkształcenie - Przemiana) dla stopów CuTi1,5; CuTi2,7; CuTi4,5 oraz CuTi5,4.
Przedstawiają one wpływ walcowania na zimno na kinetykę wydzielania i rekrystalizacji w odkształconej miedzi stopowej.
Na podstawie wyników otrzymanych z zastosowaniem sztucznych sieci neuronowych zawierających zbiory danych obejmujących: skład chemiczny stopów, parametry obróbki cieplnej oraz stopień gniotu obliczenie z pewnym dopuszczalnym błędem wartości twardości stopów miedzi (średni błąd bezwzględny 17,15 co stanowi 6% wartości średniej twardości).
Zaleceniem wynikającym z badań jest zwiększenie do maksimum zbioru danych wejściowych, zarówno, jeżeli chodzi o liczbę różnych stopów (skład chemiczny), jak również o większe zróżnicowanie, jeżeli chodzi o warunki obróbki cieplnej. Na podstawie wyników symulacji zobrazowano wpływ poszczególnych parametrów połączonej obróbki cieplnej i walcowania na zimno na twardość miedzi stopowej CuTi. Opracowany model sieci neuronowej może być przydatny do innych gatunków miedzi stopowej.
W pracy ustalono ilościowy wpływ zanieczyszczeń na rezystywność i własności mechaniczne przewodów miedzianych i podjęto próby określenia zależności między konduktywnością elektryczną miedzi a morfologią wydzieleń. W efekcie wykonanych badań i także danych literaturowych [17-19, 22, 23, 28, 38, 51, 76] stwierdzono, że połączona obróbka cieplna i odkształcenie plastyczne na zimno stanowi alternatywę, za pomocą której można w szerokim zakresie kształtować mikrostrukturę oraz możliwe jest osiąganie szerokich zakresów własności użytkowych do potrzeb konkretnych zastosowań (np. elektrody do zgrzewania itp.). Najważniejszym wnioskiem na podstawie wykonanych badań jest stwierdzenie, że zastosowanie II-go wariantu obróbki daje możliwości rozszerzenia obszaru zastosowań miedzi tytanowej, poprzez zwiększenie jej własności (np. twardości, konduktywności elektrycznej) w wyniku:
x opcjonalne wprowadzając odkształcenia plastycznego na zimno (stopień gniotu) po przesycaniu;
x doboru odpowiednich parametrów technologicznych dla procesu przesycania (temperatura, czas, urządzenie, atmosfera, środek chłodzący, szybkość chłodzenia);
x doboru odpowiednich parametrów starzenia (czas, temperatura, środowisko).
Wnioski
Na podstawie otrzymanych wyników badań oraz ich analizy sformułowano następujące wnioski:
1. Walcowanie na zimno przesyconego roztworu stałego opóźnia o 45 minut rozpoczęcie procesu wydzielania z osnowy cząstek drugiej fazy β’-Cu4Ti podczas starzenia. Procesem, który opóźnia wydzielanie jest najprawdopodobniej rekrystalizacja umocnionego odkształceniowo przesyconego stopu. W stopie odkształconym po przesycaniu obecność fazy E’-Cu4Ti stwierdzono po 60 minutach starzenia, gdy w stopie bez odkształcenia plastycznego po 15 minutach.
2. W wyniku procesu przesycania stopu tytan nie rozpuszcza się równomiernie w osnowie Cu.
Występują różnice w stężeniu Ti w sąsiednich ziarnach. Skutkiem tego w wyniku walcowania na zimno ziarna ulegają odkształceniu z różną intensywnością czego konsekwencja jest występowanie pasm odkształcenia.
3. W strukturze stopu obrobionego wg wariantu II stwierdzono obecność faz: osnowy Cu(Ti), E’-Cu4Ti, E-Cu3Ti, Cu3Ti2, CuTi2, D-Ti oraz E-Ti.
4. Energia aktywacji nuklecaji zarodków krystalizacji wydzieleni jest niższa dla stopu obrobionego wg wariantu I, o 16 kJ/mol dla starzenia w temp. 450qC, 93 kJ/mol dla 500qC i 28 kJ/mol dla 550qC. podczas starzenia w temp. 600qC wartości dla obu wariantów są zbliżone (115 kJ/mol dla wariantu I oraz 106 kJ/mol dla wariantu II). Wartość energii aktywacji zależna jest najprawdopodobniej od rodzaju fazy wydzielania.
5. Droga dyfuzji Ti po granicach ziaren (z pominięciem adsorpcji) rośnie wraz ze wzrostem temperatury starzenia. Podczas starzenia w temp. 450qC przez 420 minut wynosi 280 nm a w temp. 600qC przez 420 minut - 1429 nm. Dyfuzja reaktywna w stopach CuTi wzrasta wraz ze wzrostem temperatury starzenia i ze zmniejszeniem udziału tytanu.
6. W mikrostrukturze przesyconego roztworu stałego po walcowaniu na zimno występują liczne podziarna oraz zrekrystalizowane podziarna na granicy ziaren. Natomiast w mikrostrukturze przesyconego, walcowanego na zimno i starzonego stopu CuTi4 stwierdzono obecność pierwotnych cząstek α-Ti oraz E-Ti, metastabilnej fazy E’-Cu4Ti, stabilnej fazy E-Cu3Ti oraz fazy Cu3Ti2.
7. Twardość stopu CuTi4 odkształconego (wariant II) jest maksymalnie wyższa o 70-80HV niż stopu nieodkształconego (wariant I). Dotyczy to stopów starzonych
w temperaturze 450 i 500°C, natomiast starzenie w temperaturze 550 i 600°C powyżej 120 minut powoduje drastyczny spadek twardości (wariant II) z 275HV po 15 minutach starzenia do 160 HV.
8. Konduktywność stopu obrobionego wg wariant II jest wyższa o 2 MS/m niż stopu wg wariant I, przy czym wzrost konduktywności w obu wariantach następuje w całym badanym zakresie czasu (1-420 minut).
9. Walcowanie na zimno przesyconego roztworu stałego powoduje obniżenie odporności na zużycie trybologiczne finalnie starzonego stopu CuTi4 w porównaniu do stopu obrobionego wg wariantu I. Powierzchnia wytarcia dla stopu starzonego wg wariantu II jest większa o 134-205% w porównaniu dla stopu starzonego wg wariantu I.
10. Na podstawie otrzymanych wyników pomiaru twardości i konduktywności elektrycznej dokonano opracowania wykresów CTP (czas-temperatura-przemiana) oraz COP (czas-odkształcenie-przemiana).
11. Wykorzystując opracowany model sztucznej sieci neuronowej można, na podstawie składu chemicznego oraz parametrów obróbki cieplnej i stopnia gniotu przewidzieć wartość twardości miedzi tytanowej, chromowej, żelazowej lub chromowej.
Literatura
1. J. Dutkiewicz, Electron microscope study of the effect of deformation on precipitation and recrystallization in copper-titanium alloys, Metallurgical Transactions A 8 (1977) 751-759.
2. J. Dutkiewicz, Spinodal decomposition, ordering, and discontinuous precipitation in deformed and aged copper–titanium alloys. Met Technol 5 (1978) 333-400.
3. J. Dutkiewicz, L. Lityńska, Zastosowanie dyfrakcji elektronowej do badania przemiany spinodalnej w stopach Cu-Ti i Al-Zn, V Konferencja Mikroskopii Elektronowej Ciała Stałego, Warszawa-Jadwisin (1978) 149-154.
4. J. Ryś, Z. Rdzawski, Influence of aging temperature and time on hardness and electrical conductivity of Cu-Cr alloy, Metals Technology 7/1 (1980) 32-35.
5. J. Ryś, Z. Rdzawski, J. Stobrawa, Examination of CuCr 0. 94 Alloy Microstructure After Heat Treatment, Metalurgia i Odlewnictwo 6/2 (1980) 177-186.
6. J. Stobrawa, Z Rdzawski, The Structure of Coherent Chromium and Iron Precipitates in Aged Copper Alloys, Prace Instytutu Metali Nieżelaznych 9/4 (1980) 221-224.
7. D. Stróż, The mechanism of particle coagulation` inside grains of Cu-Fe-Sn alloys, Archiwum nauki o materiałach 7/3-4 (1986) 239-248.
8. D. Stróż, D. T. Panek, H. Morawiec, Influence of the addition of a third element to the precipitation process in Cu-Fe alloys, Materials Science and Engineering 58 (1983) 43.
9. Z Rdzawski, J Stobrawa, Thermomechanical processing of Cu–Ni–Si–Cr–Mg alloy, Materials Science and Technology 9/2 (1993) 142-150.
10. T.J. Konno, R. Nishio, S. Semboshi, T. Ohsuna. E. Okunishi, Aging behavior of Cu-Ti-Al alloy observed by transmission electron microscopy, Journal Master. Science 43 (2008) 3761-3768.
11. S. Semboshi, T. Al.-Kassab, R. Gemma, R. Kirchheim, Microstructural evolution of Cu-1 at% Ti alloy aged In a hydrogen atmosphere ant its relation with the electrical conductivity, Ultramicroscopy 109 (2009) 593-598.
12. S. Semboshi, T. Nishida, H. Numakura, Microstructure and mechanical properties of Cu-3% at. Ti alloy aged in a hydrogen atmosphere, Materials Science and Engineering A 517 (2009) 105-113.
13. D.P. Lu, J. Wang, W.J. Zeng, Y. Liu, L.Lu, B.-D. Sun, Study on strength and high-conductivity Cu-Fe-P alloys, Materials Science and Engineering A 421 (2006) 254-259.
14. D. Zhao, Q. M. Dong, P. Liu, B. X. Kang, J. L. Huang, Z. H. Jin, Aging behawior of Cu-Ni-Si alloy, Materials Science and Engineering A361 (2003) 93-99.
15. S. Nagarjuna, D.S. Sarma, Effect of cobalt additions on the age hardening of Cu-4.5Ti alloy, Journal Of Materials Science, 37 (2002) 1929-1940.
16. R. Markandeya, S. Nagarjuna, D.S. Sarma, Precipitation Hardening of Cu-3Ti-1Cd Alloy, Journal of Materials Engineering and Performance 16 (2007) 640-646.
17. S. Nagarjuna, M. Srinivas, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, The alloy content and grain size dependence of flow stress In Cu-Ti alloys, ActaMaterialia 44/6 (1996) 2285-2293.
18. S. Nagarjuna, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, Effect of Ti additions on the electrical resistivity of copper, Materials Science and Engineering 225 (1997) 1118-1124.
19. S. Nagarjuna, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, Effect of Cold Work on Percipitation Hardening of Cu-4,5 mas. %Ti alloy, Materials Transactions 36/8 (1995) 1058-1066.
20. R. Markandeya, S. Nagarjuna, D.S. Sarma, Characterization of prior cold worked and age hardened Cu-3Ti-1Cd alloy, Materials Characterization 54 (2005) 360-369.
21. S. Nagarjuna, M. Srinivas, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, Effect of alloying content on high cycle fatigue behaviour of Cu-Ti alloys, International Journal of Fatigue 19/1 (1997) 51-57.
22. S. Nagarjuna, M. Srinivas, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, Effect of modulations on yield stress and strain hardening exponent of solution treated Cu-Ti alloys, Scripta Materialia 38/9 (1998) 1469-1474.
23. S. Nagarjuna, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, Effect of prior cold work on mechanical properties and structure of an age-hardened Cu-1.5wt% Ti alloy, Journal of Materials Science 32 (1997) 3375-3385.
24. S. Nagarjuna, M. Srinivas, Elevated temperature tensile behaviour of a Cu-4.5Ti alloy, Materials Science and Engineering A 406 (2005) 186-194.
25. T. Radetic, V. Radmilovic, W.A. Soffa, Electron microscopy observations of deformation twinning In a precipitation hardened copper-titanium alloy, Scripta Materialia 35/12 (1996) 1403-1409.
26. T. Radetic, V. Radmilovic, W.A. Soffa, Electron microscopy observations of twin-twin intersections In a particie hardened copper-titanium alloy, Scripta Materialia 40/7 (1999) 845-852.
27. D.E. Laughlin, W.A. Soffa, Spinodal Structures, Metals Handbook, Ninth Edition: Metallography and Microstructures, American Society for Metals 9 (1985) 652-654.
28. A. Datta, W.A. Soffa, The structure and properties of age hardened Cu-Ti alloys, Acta Metallurgica, 24/11 (1976) 987-1001.
29. US4606889 A Copper-titanium-beryllium alloy.
30. US 6709557 B1Sputter apparatus for producing multi-component metal alloy films and method for making the same.
31. Z. Rdzawski, Miedź stopowa, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice 2009.
32. J. Langer, Copper Alloys for Connectors, Springs and Lead Frazes, Sundwiger Messingwerk GmbH and Co. KG., D-58675 Hemer, 2000; http://www.diehlmetall-sz.cn/e-copper.pdf
33. Katalog Le Bronze Industriel.
34. Katalog Brouwer Metaal, www.brouwermetaal.com 35. Katalog LAMIFIL, www.lamifil.be
36. Copper&Copper Alloys, Composition&Properties, Technical Note TN10, Copper Development Association 1986.
37. J. Miyake, M. Tsuji, High strength titanium copper for microelectronic applications, Annua Connector and Interconnectiion Symposium, San Diego 30.09-02.10. 1991,
38. J. Dutkiewicz, Mechanizm przemiany spinodalnej i nieciągłej oraz procesów uporządkowania w starzonych stopach o sieci A1, Zeszyty Naukowe AGH Metalurgia i Odlewnictwo 80 (1977).
39. S. Bzowski, S. Gorczyca, Phase transformation in Cu-Ti alloys, Metallurgy 29 (1981) 79-113.
40. Katalog VAC Vacuumschmelze, Beryvac Kupfer-Beryllium Legierungen.
41. Katalog SMW Stolberger Metallerke.
42. W. Ozgowicz, E. Kalinowska-Ozgowicz, B. Grzegorczyk, Thermomechanical treatment of low-alloy copper alloys of the kind CuCo2Be and CuCo1NiBe, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering 46/2 (2011) 161-168.
43. W. Ozgowicz, E. Kalinowska-Ozgowicz, B. Grzegorczyk, The influence of the temperature of tensile test on the structure and plastic properties of copper alloy type CuCr1Zr, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering 29/2 (2008) 123-136.
44. W. Ozgowicz, G. Nawrat, Electrolytic extractions obtained from Cu-Zr and Cu-Ce alloys and their X-ray phase analysis, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering 20 (2007)171-174.
45. S. Gorczyca, M. Blicharski, Rekrystalizacja z udziałem drugiej fazy, Wydawnictwo Śląsk, Katowice 1982 46. J. Adamczyk, Inżynieria materiałów metalowych. Cz. 2., Wydawnictwo Politechniki Śląskiej,
Gliwice 2004.
47. J. Adamczyk, Metaloznawstwo teoretyczne 2. Przemiany fazowe, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice 1991.
48. J. Konieczny, Z. Rdzawski, W. Głuchowski, Microstructure and properties of CuTi4 alloy, 13th International Materials Symposium (IMSP'2010) Pamukkale University, Denizli, Turkey (2010) 955-962.
49. J. Konieczny, Application of the artificial neural networks for prediction of hardness of alloyed copper, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering (2012) 529-535.
50. J.A. Cornie, A. Datta, W.A. Soffa, An electron microscopy study of precipitation in Cu-Ti sideband alloys, Metall Trans 4 (1973) 727-733.
51. L. Blacha, W. Szkliniarz, A. Kościelna, A. Dudzik-Truś, Wpływ parametrów przesycania i starzenia ma mikrostrukturę i właściwości stopów układu Cu-Ti, Inżynieria Materiałowa 1 (2010) 42-45.
52. L.A. Dobrzański, Metalowe materiały inżynierskie, WNT, Warszawa 2004.
53. L.A. Dobrzański, Podstawy nauki o materiałach i metaloznawstwo, Materiały inżynierskie z podstawami projektowania materiałowego, WNT, Gliwice-Warszawa 2002.
54. J. Adamczyk, Inżynieria materiałów metalowych 1, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice 2004.
55. PN-H-01051:1997 Miedź i stopy miedzi - Materiały – Terminologia.
56. PN-ISO 197-2:1997 Miedź i stopy miedzi - Wyroby nie przerobione plastycznie – Terminologia.
57. PN-ISO 197-3:1997 Miedź i stopy miedzi - Wyroby przerobione plastycznie – Terminologia.
58. ISO 197-2; ISO 197-2:1983, Copper and copper alloys - Terms and definitions - Part 2: Unwrought products (Refinery shapes).
59. ISO 197-3 Copper and copper alloys - Terms and definitions - Part 3: Wrought products
60. A. Ciszewski, T. Radomski, A. Szummer, Materiałoznawstwo, Oficyna Wydawnicza Politechniki Warszawskiej, Warszawa 2003.
61. T. Mazanek, Metalurgia ogólna. Gliwice, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice 1971.
62. M .Tokarski Metaloznawstwo metali i stopów nieżelaznych, Wydawnictwo Śląsk, Katowice 1985.
63. PN-H-87053:1979 Miedź stopowa
64. D.W. Lee, B.K. Kim, Nanostructured Cu-Al2O3composite produced by thermochemical process for electrode application, Materials Letters 58 (2004) 378-383.
65. V. Rajković, D. Božić, M.T. Jovanović, Characteristics of Cu-Al2O3composites of various starting particle size obtained by high-energy milling, Journal of the Serbian Chemical Society 74/5 (2009) 595-605.
66. V. Ya. Berent, Heat-resistant high-conductivity materials, Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov 10 (1980) 41-44.
67. EN 1172:1996 Miedź i stopy miedzi - Blachy i taśmy dla budownictwa
68. Z. Rdzawski, J. Stobrawa, W. Głuchowski, J. Konieczny, Thermomechanical processing of CuTi4 alloy, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering 42/1-2 (2010) 9-25.
69. S. Nagarjuna, M. Srinivas, Grain refinement during high temperature tensil testing of prior cold worked and peak aged Cu-Ti alloys: Evidence of superplasticity, Materials Science and Engineering A498 (2008) 468-474.
70. S. Nagarjuna, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, The strain dependence of flow stress In an aged Cu-1.5Ti alloy, Scripta Materialia 35/2 (1996) 147-150.
71. L. Blacha, G. Siwiec, A. Kościelna, A. Dudzik-Truś, Wpływ zawartości tytanu na mikrostrukturę i właściwości stopów układu Cu-Ti, Inżynieria Materiałowa 6 (2009) 520-524.
72. S. Nagarjuna, M. Srinivas, High temperature tensile behaviour of a Cu-1.5 wt.% Ti alloy, Materials Science and Engineering A335 (2002) 89-93.
73. S. Nagarjuna, D.S. Sarma, On the variation of lattice parameter of Cu solid solution with solute content in Cu-Ti alloys, Scripta Materialia, 41/4 (1999) 359-63.
74. S. Nagarjuna, M. Srinivas, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, On the deformation characteristic of solution treated Cu-Ti alloys, Scripta Metallurgica et. Materialia 33/9 (1995) 1455-1460.
75. R. Markandeya, S. Nagarjuna, D.S. Sarma, Effect of priori cold work on age hardening of Cu-4Ti-1Cr alloy, Materials Science and Engineering A 404 (2005) 305-313.
76. S. Nagarjuna, K. Balasubramanian, D.S. Sarma, Effect of prior cold work on mechanical properties, electrical conductivity and microstructure of aged Cu-Ti alloys, Journal of Materials Science 34 (1999) 2929-2942.
77. S. Nagarjuna, U. Chinta Babu, Partha Ghosal, Effect of cryo-rolling on age hardening of Cu-1.5Ti alloy, Materials Science and Engineering A 491 (2008) 331-337.
78. A.A. Hameda, L. Błaż, Microstructure of hot-deformed Cu-3.45 wt.% Ti alloy, Materials Science and Engineering A254 (1998) 83-89.
79. A.A. Hameda, L. Bałaż, Flow softening during hot compression of Cu-3.45 wt.% Ti alloy, Scripta Materialia 37/12 (1997) 1987-1993.
80. V. Lebreton, D. Pachoutinski, Y. Bienvenu, An investigation of microstructure and mechanical properties in Cu-Ti-Sn alloys rich in copper, Materials Science and Engineering A 508 (2009) 83-92.
81. D. Božić, O. Dimčić, B. Dimčić, I. Cvijović, V. Rajković, The cmobination of precipitation and dispersion hardening In powder metallurgy produced Cu-Ti-Si alloy, Materiale Characterization 59 (2008) 1122-1126.
82. Praca zbiorowa pod redakcją M. Głowackiej, Metaloznawstwo, Wydawnictwo Politechniki Gdańskiej, Gdańsk 1996.
83. J. Adamczyk, Inżynieria materiałów metalowych 2, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice 2004.
84. J. Adamczyk, Metaloznawstwo teoretyczne 2, Odkształcenie plastyczne, umocnienie i pękanie, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice 2002.
85. Y. Iijima, K. Hoshino, K.I. Hirano, Diffusion of Titanium in Copper, Metallurgical Transactions A 8 (1977) 997-1001.
86. A. Laik, K. Bhanumurthy, G.B. Kale, B.P. Kashyap, Diffusion characteristics in the C-Ti system, International Journal of Materials Research, 6 (2012) 661-672.
87. T. Massalski, Binary Phase Alloys Diagrams 7th ed, ASM International, Materiale Park, (1990)
87. T. Massalski, Binary Phase Alloys Diagrams 7th ed, ASM International, Materiale Park, (1990)